JP2827739B2 - 疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、優れた深絞り成形性と
疲労特性とを兼備えた鋼板の製造方法に関する。
疲労特性とを兼備えた鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、薄鋼板に高い成形性を付与す
る手法としては、極低炭素鋼にＴｉ，Ｎｂ等の炭・窒化
物形成元素を添加してＣ，Ｎを析出固定したＩＦ（Ｉｎ
ｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼が知られている。
このようなＩＦ鋼を前提とした成形性に優れた冷延鋼板
及び溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が、例えば特開平
２−３４７２２号、特開平１−２２５７２７号に開示さ
れている。近年、自動車車体の形状が複雑化してきてい
るため、ＩＦ鋼のように非常に優れた加工性を有してい
る鋼板でなければ加工できない部品が急増しており、Ｉ
Ｆ鋼が自動車用鋼板の素材として広く用いられている。
る手法としては、極低炭素鋼にＴｉ，Ｎｂ等の炭・窒化
物形成元素を添加してＣ，Ｎを析出固定したＩＦ（Ｉｎ
ｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼が知られている。
このようなＩＦ鋼を前提とした成形性に優れた冷延鋼板
及び溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が、例えば特開平
２−３４７２２号、特開平１−２２５７２７号に開示さ
れている。近年、自動車車体の形状が複雑化してきてい
るため、ＩＦ鋼のように非常に優れた加工性を有してい
る鋼板でなければ加工できない部品が急増しており、Ｉ
Ｆ鋼が自動車用鋼板の素材として広く用いられている。
【０００３】一方、疲労強度が必要であり、かつ深絞り
成形を受けるような部品には、従来低炭素アルミキルド
鋼が使用されているが、この低炭素アルミキルド鋼板の
成形性はＩＦ鋼のそれには及ばない。こうした背景か
ら、疲労特性、深絞り成形性ともに優れた鋼板が求めら
れている。
成形を受けるような部品には、従来低炭素アルミキルド
鋼が使用されているが、この低炭素アルミキルド鋼板の
成形性はＩＦ鋼のそれには及ばない。こうした背景か
ら、疲労特性、深絞り成形性ともに優れた鋼板が求めら
れている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来のＩＦ鋼では、特
開平１−２２５７２７号や特開平２−３４７２２号など
のように、高ｒ値を達成するための手段としてＣ，Ｎを
十分析出固定するにたるＴｉ，Ｎｂを含有させること、
及びＡｃ3 変態点を越えない範囲で高温焼鈍することを
行っている。確かに、これらの方法によれば、高ｒ値を
得ることはできる。しかし、これらの技術では、疲労特
性の改善は全く意図されていないのである。
開平１−２２５７２７号や特開平２−３４７２２号など
のように、高ｒ値を達成するための手段としてＣ，Ｎを
十分析出固定するにたるＴｉ，Ｎｂを含有させること、
及びＡｃ3 変態点を越えない範囲で高温焼鈍することを
行っている。確かに、これらの方法によれば、高ｒ値を
得ることはできる。しかし、これらの技術では、疲労特
性の改善は全く意図されていないのである。
【０００５】この発明はかかる事情に鑑みてなされたも
のであって、優れた深絞り成形性を有し、かつ低炭素ア
ルミキルド鋼板に匹敵する疲労特性を有する鋼板の製造
方法を提供することを目的とする。
のであって、優れた深絞り成形性を有し、かつ低炭素ア
ルミキルド鋼板に匹敵する疲労特性を有する鋼板の製造
方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明は、第１
に、重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．２
％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．５％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％
以下、Ｎ：０．００４０％以下を含有し、更に０．００
５〜０．１０％のＴｉ及び０．００５〜０．０３０％の
Ｎｂの１種又は２種を含有する鋼材を１２００℃以上１
３００℃以下の温度で加熱した後熱間圧延し、４５０℃
以上６００℃以下の温度でコイルに巻き取り、得られた
熱延鋼帯を酸洗後圧下率６０％以上９０％以下で冷間圧
延し、再結晶温度以上でかつ、６（１０Ｓｉ＋０．５Ｍ
ｎ＋１００Ｐ＋１４）＋７１０で規定される温度以下で
焼鈍することを特徴とする疲労特性及び深絞り性に優れ
た鋼板の製造方法を提供する。
に、重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．２
％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．５％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％
以下、Ｎ：０．００４０％以下を含有し、更に０．００
５〜０．１０％のＴｉ及び０．００５〜０．０３０％の
Ｎｂの１種又は２種を含有する鋼材を１２００℃以上１
３００℃以下の温度で加熱した後熱間圧延し、４５０℃
以上６００℃以下の温度でコイルに巻き取り、得られた
熱延鋼帯を酸洗後圧下率６０％以上９０％以下で冷間圧
延し、再結晶温度以上でかつ、６（１０Ｓｉ＋０．５Ｍ
ｎ＋１００Ｐ＋１４）＋７１０で規定される温度以下で
焼鈍することを特徴とする疲労特性及び深絞り性に優れ
た鋼板の製造方法を提供する。
【０００７】第２に、重量％で、Ｃ：０．００５０％以
下、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．５％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．
Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００４０％以下、更に
Ｔｉ及びＮｂのうち１種又は２種を−１≦（１２Ｔｉ
* ）／（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）≦２（た
だし、Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／１４／Ｎ−４８／３２Ｓ）
を満足するように含有する鋼材に対して熱間圧延を施
し、５００℃以上６００℃未満の温度でコイルに巻き取
り、これを酸洗後圧下率６０％以上９０％以下で冷間圧
延し、再結晶温度以上でかつ、−１１｛（１２Ｔｉ* ）
／（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）｝＋８００で
規定される温度以下で焼鈍することを特徴とする疲労特
性及び深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を提供す
る。
下、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．５％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．
Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００４０％以下、更に
Ｔｉ及びＮｂのうち１種又は２種を−１≦（１２Ｔｉ
* ）／（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）≦２（た
だし、Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／１４／Ｎ−４８／３２Ｓ）
を満足するように含有する鋼材に対して熱間圧延を施
し、５００℃以上６００℃未満の温度でコイルに巻き取
り、これを酸洗後圧下率６０％以上９０％以下で冷間圧
延し、再結晶温度以上でかつ、−１１｛（１２Ｔｉ* ）
／（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）｝＋８００で
規定される温度以下で焼鈍することを特徴とする疲労特
性及び深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を提供す
る。
【０００８】本発明者らは、上記課題を解決するために
研究を進めた結果、軟質薄鋼板の疲労強度は材料の降伏
強度が高いほど高くなることを見出した。すなわち、深
絞り成形性に優れているＩＦ鋼を用いて鋼板のｒ値を確
保した上で降伏強度を上昇させれば、優れた深絞り成形
性および疲労特性を兼ね備えた鋼板を製造することがで
きるのである。
研究を進めた結果、軟質薄鋼板の疲労強度は材料の降伏
強度が高いほど高くなることを見出した。すなわち、深
絞り成形性に優れているＩＦ鋼を用いて鋼板のｒ値を確
保した上で降伏強度を上昇させれば、優れた深絞り成形
性および疲労特性を兼ね備えた鋼板を製造することがで
きるのである。
【０００９】そして、深絞り成形性を損なうことなく降
伏強度を上昇させるためには、焼鈍後の粒径を小さくす
ることが必要であり、そのためには、（１）高温加熱・
低温巻取を行い、かつＳｉ，Ｍｎ，Ｐの強化元素量に基
づいて焼鈍温度の上限を規定すればよいこと、（２）焼
鈍温度の上限を残留固溶Ｃ量に基づいて、
伏強度を上昇させるためには、焼鈍後の粒径を小さくす
ることが必要であり、そのためには、（１）高温加熱・
低温巻取を行い、かつＳｉ，Ｍｎ，Ｐの強化元素量に基
づいて焼鈍温度の上限を規定すればよいこと、（２）焼
鈍温度の上限を残留固溶Ｃ量に基づいて、
【００１０】−１１｛（１２Ｔｉ* ）／（４８Ｃ）＋
（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）｝＋８００（ただし、Ｔｉ*
＝Ｔｉ−４８／１４／Ｎ−４８／３２Ｓ）に規定すれば
よいことを新たに見出した。上記構成を有する本発明
は、本願発明者らのこのような知見に基づいて完成され
たものである。以下、この発明について詳細に説明す
る。
（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）｝＋８００（ただし、Ｔｉ*
＝Ｔｉ−４８／１４／Ｎ−４８／３２Ｓ）に規定すれば
よいことを新たに見出した。上記構成を有する本発明
は、本願発明者らのこのような知見に基づいて完成され
たものである。以下、この発明について詳細に説明す
る。
【００１１】上述したように、この発明の第１の態様に
おいては、特定の組成の鋼を、高温に加熱した後熱間圧
延し、低温で巻き取り、酸洗後特定温度冷間圧延を行
い、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの強化元素量に基づいてその上限が
規定される温度範囲にて焼鈍し、優れた深絞り成形性お
よび疲労特性を兼ね備えた鋼板を製造する。
おいては、特定の組成の鋼を、高温に加熱した後熱間圧
延し、低温で巻き取り、酸洗後特定温度冷間圧延を行
い、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの強化元素量に基づいてその上限が
規定される温度範囲にて焼鈍し、優れた深絞り成形性お
よび疲労特性を兼ね備えた鋼板を製造する。
【００１２】また、第２の態様においては、特定の組成
の鋼を熱間圧延し、酸洗後特定温度で冷間圧延を行い、
残留固溶Ｃ量に基づいてその上限が規定される温度範囲
にて焼鈍し、優れた深絞り成形性および疲労特性を兼ね
備えた鋼板を製造する。
の鋼を熱間圧延し、酸洗後特定温度で冷間圧延を行い、
残留固溶Ｃ量に基づいてその上限が規定される温度範囲
にて焼鈍し、優れた深絞り成形性および疲労特性を兼ね
備えた鋼板を製造する。
【００１３】そして、いずれの態様においても、冷延鋼
板のまま使用してもよいし、その上に溶融亜鉛めっきを
施してもよい。また、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施
してもよく、さらに合金化処理しためっき皮膜の上にＦ
ｅ含有量が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ合金めっきを施して
もよい。第１の態様における鋼成分の限定理由は以下の
通りである。 Ｃ： Ｃは高ｒ値を達成するためには低い方がよいが、
実用上本発明の効果を損なわない範囲として、その上限
を０．００５０重量％に規定する。
板のまま使用してもよいし、その上に溶融亜鉛めっきを
施してもよい。また、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施
してもよく、さらに合金化処理しためっき皮膜の上にＦ
ｅ含有量が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ合金めっきを施して
もよい。第１の態様における鋼成分の限定理由は以下の
通りである。 Ｃ： Ｃは高ｒ値を達成するためには低い方がよいが、
実用上本発明の効果を損なわない範囲として、その上限
を０．００５０重量％に規定する。
【００１４】Ｓｉ： Ｓｉは強化元素として、鋼板の降
伏強度および引張強度の上昇に寄与して、疲労強度の向
上に有効な元素であるが、０．２重量％を越えて含有す
ると、鋼板のｒ値を劣化させるばかりか、溶融亜鉛めっ
きを施す場合にその密着性を著しく悪化させる。従っ
て、その上限を０．２重量％に規定する。
伏強度および引張強度の上昇に寄与して、疲労強度の向
上に有効な元素であるが、０．２重量％を越えて含有す
ると、鋼板のｒ値を劣化させるばかりか、溶融亜鉛めっ
きを施す場合にその密着性を著しく悪化させる。従っ
て、その上限を０．２重量％に規定する。
【００１５】Ｍｎ： ＭｎもＳｉと同様に、鋼板の強度
上昇に対して寄与するが、０．１０重量％未満ではその
効果がほとんどなく、逆に０．５０重量％を越えて添加
すると、鋼板のＡｃ3 変態点を低下させ、最適焼鈍温度
範囲が狭くなるばかりか、鋼板のｒ値を劣化させる。従
ってＭｎ含有量を０．１０〜０．５重量％の範囲に規定
する。
上昇に対して寄与するが、０．１０重量％未満ではその
効果がほとんどなく、逆に０．５０重量％を越えて添加
すると、鋼板のＡｃ3 変態点を低下させ、最適焼鈍温度
範囲が狭くなるばかりか、鋼板のｒ値を劣化させる。従
ってＭｎ含有量を０．１０〜０．５重量％の範囲に規定
する。
【００１６】Ｐ： Ｐは、最も安価に鋼を強化させるこ
とができるが、０．０３重量％を越えて含有すると、溶
融亜鉛めっきの合金化反応を極端に遅らせ、合金化むら
等の欠陥の原因となるばかりか、鋼板のｒ値を劣化させ
る。従ってその上限を０．０３重量％に規定する。
とができるが、０．０３重量％を越えて含有すると、溶
融亜鉛めっきの合金化反応を極端に遅らせ、合金化むら
等の欠陥の原因となるばかりか、鋼板のｒ値を劣化させ
る。従ってその上限を０．０３重量％に規定する。
【００１７】Ｓ： Ｓは鋼板の延性を劣化させるため、
できる限り低減したほうが望ましい。しかし、極端に減
少させることは現実的ではなく、実用上本発明の効果を
損なわない範囲である０．０１５重量％を上限とする。 ｓｏｌ．Ａｌ： Ａｌは脱酸のために必要であるが、あ
まり多量に添加するとコストの上昇を招くため、その上
限を０．１０重量％に規定する。 Ｎ： Ｎは高ｒ値を得るためには少ないほうが望まし
く、その含有量を高ｒ値が得られる０．００４０重量％
以下に規定した。
できる限り低減したほうが望ましい。しかし、極端に減
少させることは現実的ではなく、実用上本発明の効果を
損なわない範囲である０．０１５重量％を上限とする。 ｓｏｌ．Ａｌ： Ａｌは脱酸のために必要であるが、あ
まり多量に添加するとコストの上昇を招くため、その上
限を０．１０重量％に規定する。 Ｎ： Ｎは高ｒ値を得るためには少ないほうが望まし
く、その含有量を高ｒ値が得られる０．００４０重量％
以下に規定した。
【００１８】Ｔｉ，Ｎｂ： Ｔｉ，Ｎｂは鋼中の固溶
Ｃ，Ｎを析出物として固定し、高ｒ値を得るために添加
される。しかし、Ｔｉの含有量が０．００５重量％未満
ではその効果がなく、０．１０重量％を越えて含有して
もその効果が飽和し、コスト上昇を招くのみである。ま
た、Ｎｂの含有量が０．００５重量％未満ではその効果
がなく、０．０３重量％を越えて含有すると鋼の延性を
著しく低下させる。このため、Ｔｉ，Ｎｂを夫々０．０
０５〜０．１０重量％、０．００５〜０．０３重量％の
範囲に規定する。そして、これらは同様の作用をするた
め、これらの少なくとも１種が含まれていればよい。次
に、第１の態様の製造条件の限定理由について説明す
る。
Ｃ，Ｎを析出物として固定し、高ｒ値を得るために添加
される。しかし、Ｔｉの含有量が０．００５重量％未満
ではその効果がなく、０．１０重量％を越えて含有して
もその効果が飽和し、コスト上昇を招くのみである。ま
た、Ｎｂの含有量が０．００５重量％未満ではその効果
がなく、０．０３重量％を越えて含有すると鋼の延性を
著しく低下させる。このため、Ｔｉ，Ｎｂを夫々０．０
０５〜０．１０重量％、０．００５〜０．０３重量％の
範囲に規定する。そして、これらは同様の作用をするた
め、これらの少なくとも１種が含まれていればよい。次
に、第１の態様の製造条件の限定理由について説明す
る。
【００１９】熱間圧延工程においては、まずスラブを１
２００℃以上１３００℃以下の温度で加熱する。１２０
０℃以上の温度で加熱を行うことにより、スラブの段階
で粗大に析出したＴｉＮ等の析出物を加熱時に再溶解さ
せることができ、これらが熱延終了時に微細析出して焼
鈍時の粒成長を抑制し、降伏強度の上昇に寄与する。し
かし、加熱温度が１３００℃を越えると、スラブ表面に
生成するスケールが厚くなり、熱延時のスケール剥離性
が劣化する。従って、熱間圧延の際の加熱温度を１２０
０〜１３００℃に規定する。
２００℃以上１３００℃以下の温度で加熱する。１２０
０℃以上の温度で加熱を行うことにより、スラブの段階
で粗大に析出したＴｉＮ等の析出物を加熱時に再溶解さ
せることができ、これらが熱延終了時に微細析出して焼
鈍時の粒成長を抑制し、降伏強度の上昇に寄与する。し
かし、加熱温度が１３００℃を越えると、スラブ表面に
生成するスケールが厚くなり、熱延時のスケール剥離性
が劣化する。従って、熱間圧延の際の加熱温度を１２０
０〜１３００℃に規定する。
【００２０】この温度に加熱後、熱間圧延を行う。この
際の熱間圧延は常法に従ってＡｒ3変態点以上の温度で
終了することが好ましい。Ａｒ3 点未満の温度では、焼
鈍後のｒ値が劣化するためである。ただし、熱間潤滑が
十分になされるような条件下においては、フェライト域
熱延を行ってもよい。
際の熱間圧延は常法に従ってＡｒ3変態点以上の温度で
終了することが好ましい。Ａｒ3 点未満の温度では、焼
鈍後のｒ値が劣化するためである。ただし、熱間潤滑が
十分になされるような条件下においては、フェライト域
熱延を行ってもよい。
【００２１】熱延後の巻取温度は４５０℃以上６００℃
以下に規定する。６００℃以下に規定したのは、熱延時
に微細析出したＴｉＣ等の析出物の粗大化を抑制し、粒
成長を抑制するためである。降伏強度を上昇させるため
には、巻取温度は低ければ低いほど良いが、４５０℃未
満では焼鈍後のｒ値が劣化するため、その下限を４５０
℃に規定する。
以下に規定する。６００℃以下に規定したのは、熱延時
に微細析出したＴｉＣ等の析出物の粗大化を抑制し、粒
成長を抑制するためである。降伏強度を上昇させるため
には、巻取温度は低ければ低いほど良いが、４５０℃未
満では焼鈍後のｒ値が劣化するため、その下限を４５０
℃に規定する。
【００２２】このようにして得られた熱延鋼帯を常法に
て酸洗した後、圧下率６０％以上９０％以下で冷間圧延
する。この際の圧下率が６０％未満では高ｒ値が得られ
ず、また、圧下率９０％以上で圧延しても、ｒ値の上昇
に対して効果がなくなるばかりか、圧延時の圧延機に対
する負荷が大きくなるため、その下限を６０％、上限を
９０％に規定する。
て酸洗した後、圧下率６０％以上９０％以下で冷間圧延
する。この際の圧下率が６０％未満では高ｒ値が得られ
ず、また、圧下率９０％以上で圧延しても、ｒ値の上昇
に対して効果がなくなるばかりか、圧延時の圧延機に対
する負荷が大きくなるため、その下限を６０％、上限を
９０％に規定する。
【００２３】その後の焼鈍工程は、再結晶温度以上でか
つ、６（１０Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋１００Ｐ＋１４）＋７
１０で規定される温度以下で行う。本発明者らは、この
範囲に焼鈍温度を限定することで、成形性に優れ、かつ
疲労特性にも優れた薄鋼板を製造できることを新たに知
見した。このような知見は、本発明者らの以下のような
実験を通して得られたものである。
つ、６（１０Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋１００Ｐ＋１４）＋７
１０で規定される温度以下で行う。本発明者らは、この
範囲に焼鈍温度を限定することで、成形性に優れ、かつ
疲労特性にも優れた薄鋼板を製造できることを新たに知
見した。このような知見は、本発明者らの以下のような
実験を通して得られたものである。
【００２４】まず、Ｃ：０．００２０％，Ｓｉ：ｔｒ〜
０．３％，Ｍｎ：０．１％〜０．８％，Ｐ：０．００３
〜０．０３％，Ｓ：０．０１０％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０５５％，Ｎ：０．００２５％，Ｔｉ：０．００５〜
０．１０％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％の成分の
鋼を溶解し、得られたスラブを１２５０℃で加熱した
後、熱間圧延して板厚を４．０ｍｍとし、５８０℃でコ
イルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延
し、７００℃〜９００℃の範囲で連続焼鈍を行った。焼
鈍板に０．５％の調圧を施した後、機械試験および軸引
張疲労試験を行った。疲労試験は、部分片振り条件で行
い、繰り返し速度は２０Ｈｚで行った。なお、以降の引
張疲労試験は全てこのような条件で行ったものである。
図１に降伏強度と疲労限の関係を示す。図１に示すよう
に、疲労限は降伏強度で整理でき、降伏強度の高い材料
ほど疲労限は高くなることが確認された。この結果よ
り、疲労特性に優れ、しかも成形性の高い材料を得るた
めには、成形性の許される範囲で、できる限り降伏強度
の高い材料を製造しなければならないことがわかる。
０．３％，Ｍｎ：０．１％〜０．８％，Ｐ：０．００３
〜０．０３％，Ｓ：０．０１０％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０５５％，Ｎ：０．００２５％，Ｔｉ：０．００５〜
０．１０％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％の成分の
鋼を溶解し、得られたスラブを１２５０℃で加熱した
後、熱間圧延して板厚を４．０ｍｍとし、５８０℃でコ
イルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延
し、７００℃〜９００℃の範囲で連続焼鈍を行った。焼
鈍板に０．５％の調圧を施した後、機械試験および軸引
張疲労試験を行った。疲労試験は、部分片振り条件で行
い、繰り返し速度は２０Ｈｚで行った。なお、以降の引
張疲労試験は全てこのような条件で行ったものである。
図１に降伏強度と疲労限の関係を示す。図１に示すよう
に、疲労限は降伏強度で整理でき、降伏強度の高い材料
ほど疲労限は高くなることが確認された。この結果よ
り、疲労特性に優れ、しかも成形性の高い材料を得るた
めには、成形性の許される範囲で、できる限り降伏強度
の高い材料を製造しなければならないことがわかる。
【００２５】次に、焼鈍温度と降伏強度及びｒ値との関
係の例を図２に示す。ここでｒ値としては、圧延方向に
対して０°、４５°、９０°から採取した試験片で求め
た値、ｒ0 、ｒ45、ｒ90を用いて以下の式で示される平
均ｒ値を採用した。
係の例を図２に示す。ここでｒ値としては、圧延方向に
対して０°、４５°、９０°から採取した試験片で求め
た値、ｒ0 、ｒ45、ｒ90を用いて以下の式で示される平
均ｒ値を採用した。
【００２６】
【数１】 なお、図２に示した鋼板の化学成分を表１に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】図２から明らかなように、焼鈍温度の上昇
とともにｒ値は大きくなるが、その反面降伏強度が低下
する。従って、疲労特性の良好な範囲の降伏強度を保持
しながらｒ値も高くするためには、焼鈍温度に上限値が
存在する。その上限値を種々の化学成分の鋼のＳｉ，Ｍ
ｎ，Ｐの添加量によって重回帰分析を行った結果、図３
に示すような関係が得られたのである。すなわち、焼鈍
温度の上限値は６（１０Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋１００Ｐ＋
１４）＋７１０で与えられることが判明したのである。
とともにｒ値は大きくなるが、その反面降伏強度が低下
する。従って、疲労特性の良好な範囲の降伏強度を保持
しながらｒ値も高くするためには、焼鈍温度に上限値が
存在する。その上限値を種々の化学成分の鋼のＳｉ，Ｍ
ｎ，Ｐの添加量によって重回帰分析を行った結果、図３
に示すような関係が得られたのである。すなわち、焼鈍
温度の上限値は６（１０Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋１００Ｐ＋
１４）＋７１０で与えられることが判明したのである。
【００２９】なお、上記の焼鈍工程を溶融亜鉛めっきラ
インで行い、溶融亜鉛めっきを施しても本発明の効果を
損なうことなく、製品に防錆性が要求される場合はこの
ような溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。また、溶
接性などの特性が要求される場合は、４５０〜５５０℃
程度の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。ま
た、プレス成形性がとくに要求される場合には、めっき
皮膜上層にＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ合金め
っきを施すことで摩擦係数が低下し、成形性が大きく向
上する。得られた鋼板には、必要に応じて０．５〜１．
５％程度の調質圧延を行い、製品とする。また、冷延鋼
板表面にＺｎ系めっきを電気めっきにより施しても本発
明の効果を何ら損なうものではない。次に、第２の態様
について説明する。
インで行い、溶融亜鉛めっきを施しても本発明の効果を
損なうことなく、製品に防錆性が要求される場合はこの
ような溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。また、溶
接性などの特性が要求される場合は、４５０〜５５０℃
程度の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。ま
た、プレス成形性がとくに要求される場合には、めっき
皮膜上層にＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ合金め
っきを施すことで摩擦係数が低下し、成形性が大きく向
上する。得られた鋼板には、必要に応じて０．５〜１．
５％程度の調質圧延を行い、製品とする。また、冷延鋼
板表面にＺｎ系めっきを電気めっきにより施しても本発
明の効果を何ら損なうものではない。次に、第２の態様
について説明する。
【００３０】この態様における鋼組成は、Ｔｉ，Ｎｂ量
以外は基本的に第１の態様と同様である。Ｔｉ，Ｎｂは
上述したように鋼中のＣ，Ｎを固定し、ｒ値を向上させ
るために添加されるものであり、ｒ値を上昇させるため
には、Ｔｉ，Ｎｂは多い程よいが、大量に添加されると
鋼中のＣ，Ｎは全て固定されてしまい、ＴｉＣ，ＮｂＣ
等の析出物が粗大化して粒成長性が増大し、強度低下を
招く。この態様ではこの点に着目し、（１２Ｔｉ* ）／
（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）（ただし、Ｔｉ
* ＝Ｔｉ−４８／１４／Ｎ−４８／３２Ｓ）で表される
値によりＴｉ及びＮｂ量を規定した。すなわち、この値
が２を越えるとＴｉＣ，ＮｂＣ等の析出物が粗大化して
粒成長性が増大し強度低下を招くので、その上限を２に
規定した。また、逆にあまりＴｉ，Ｎｂの添加量が少な
いとＣ，Ｎが多量に残留し、高ｒ値が得られないばかり
か、常温非時効性が保てなくなるため、その下限を−１
とした。次に、第２の態様の製造条件の限定理由につい
て説明する。
以外は基本的に第１の態様と同様である。Ｔｉ，Ｎｂは
上述したように鋼中のＣ，Ｎを固定し、ｒ値を向上させ
るために添加されるものであり、ｒ値を上昇させるため
には、Ｔｉ，Ｎｂは多い程よいが、大量に添加されると
鋼中のＣ，Ｎは全て固定されてしまい、ＴｉＣ，ＮｂＣ
等の析出物が粗大化して粒成長性が増大し、強度低下を
招く。この態様ではこの点に着目し、（１２Ｔｉ* ）／
（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）（ただし、Ｔｉ
* ＝Ｔｉ−４８／１４／Ｎ−４８／３２Ｓ）で表される
値によりＴｉ及びＮｂ量を規定した。すなわち、この値
が２を越えるとＴｉＣ，ＮｂＣ等の析出物が粗大化して
粒成長性が増大し強度低下を招くので、その上限を２に
規定した。また、逆にあまりＴｉ，Ｎｂの添加量が少な
いとＣ，Ｎが多量に残留し、高ｒ値が得られないばかり
か、常温非時効性が保てなくなるため、その下限を−１
とした。次に、第２の態様の製造条件の限定理由につい
て説明する。
【００３１】この態様における熱間圧延の条件は特に限
定されるものではなく、常法にて行えばよい。すなわ
ち、連続鋳造によって得られたスラブを加熱処理を施し
た後熱間圧延を行う方法でも、高温鋳片のまま圧延機に
直送されたスラブをそのまま熱間圧延する方法でもよ
い。熱延後の巻取り温度は好ましくは５００℃以上６０
０℃未満である。この理由は、前述した第１の態様と同
様に、当業者であれば容易に想到可能なものである。即
ち、熱延時に微細析出したＴｉＣ等の析出物の粗大化を
抑制し、粒成長を抑制するために巻取温度の上限は好ま
しくは６００℃未満である。一方、降伏強度を上昇させ
るためには、巻取温度は低ければ低いほど良いが、５０
０℃未満では焼鈍後のｒ値が劣化する可能性があるた
め、その下限は好ましくは５００℃である。
定されるものではなく、常法にて行えばよい。すなわ
ち、連続鋳造によって得られたスラブを加熱処理を施し
た後熱間圧延を行う方法でも、高温鋳片のまま圧延機に
直送されたスラブをそのまま熱間圧延する方法でもよ
い。熱延後の巻取り温度は好ましくは５００℃以上６０
０℃未満である。この理由は、前述した第１の態様と同
様に、当業者であれば容易に想到可能なものである。即
ち、熱延時に微細析出したＴｉＣ等の析出物の粗大化を
抑制し、粒成長を抑制するために巻取温度の上限は好ま
しくは６００℃未満である。一方、降伏強度を上昇させ
るためには、巻取温度は低ければ低いほど良いが、５０
０℃未満では焼鈍後のｒ値が劣化する可能性があるた
め、その下限は好ましくは５００℃である。
【００３２】その後の焼鈍工程は、再結晶温度以上でか
つ、−１１｛（１２Ｔｉ* ）／（４８Ｃ）＋（１２Ｎ
ｂ）／（９３Ｃ）｝＋８１０で規定される温度以下で行
う。本発明者らは、この範囲に焼鈍温度を限定すること
で、成形性に優れ、かつ疲労特性にも優れた薄鋼板を製
造できることを新たに知見した。このような知見は、本
発明者らの以下のような実験を通して得られたものであ
る。
つ、−１１｛（１２Ｔｉ* ）／（４８Ｃ）＋（１２Ｎ
ｂ）／（９３Ｃ）｝＋８１０で規定される温度以下で行
う。本発明者らは、この範囲に焼鈍温度を限定すること
で、成形性に優れ、かつ疲労特性にも優れた薄鋼板を製
造できることを新たに知見した。このような知見は、本
発明者らの以下のような実験を通して得られたものであ
る。
【００３３】まず、Ｃ：０．００２０％，Ｓｉ：０．０
２％，Ｍｎ：０．２％，Ｐ：０．０１０％，Ｓ：０．０
１０％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５５％，Ｎ：０．００２
５％，Ｔｉ：ｔｒ〜０．０５０％，Ｎｂ：ｔｒ〜０．０
３０％の成分の鋼を溶解し、得られたスラブを１２５０
℃で加熱した後、熱間圧延して板厚を４．０ｍｍとし、
５８０℃でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍま
で冷間圧延し、６００℃〜８８０℃の範囲で連続焼鈍を
行った。焼鈍板に０．５％の調圧を施した後、機械試験
および軸引張疲労試験を行った。その際の降伏強度と疲
労限の関係は、第１の態様の図１と同様に、降伏強度の
高い材料ほど疲労限は高くなることが確認され、やは
り、第１の態様と同様、疲労特性に優れ、しかも成形性
の高い材料を得るためには、成形性の許される範囲で、
できる限り降伏強度の高い材料を製造しなければならな
いことが確認された。次に、焼鈍温度と降伏強度及びｒ
値との関係の例を図４に示す。なお、図４に示した鋼の
化学成分を表２に示す。
２％，Ｍｎ：０．２％，Ｐ：０．０１０％，Ｓ：０．０
１０％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５５％，Ｎ：０．００２
５％，Ｔｉ：ｔｒ〜０．０５０％，Ｎｂ：ｔｒ〜０．０
３０％の成分の鋼を溶解し、得られたスラブを１２５０
℃で加熱した後、熱間圧延して板厚を４．０ｍｍとし、
５８０℃でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍま
で冷間圧延し、６００℃〜８８０℃の範囲で連続焼鈍を
行った。焼鈍板に０．５％の調圧を施した後、機械試験
および軸引張疲労試験を行った。その際の降伏強度と疲
労限の関係は、第１の態様の図１と同様に、降伏強度の
高い材料ほど疲労限は高くなることが確認され、やは
り、第１の態様と同様、疲労特性に優れ、しかも成形性
の高い材料を得るためには、成形性の許される範囲で、
できる限り降伏強度の高い材料を製造しなければならな
いことが確認された。次に、焼鈍温度と降伏強度及びｒ
値との関係の例を図４に示す。なお、図４に示した鋼の
化学成分を表２に示す。
【００３４】
【表２】
【００３５】図４から明らかなように、図２と同様、焼
鈍温度の上昇とともにｒ値は大きくなるが、その反面降
伏強度が低下するため、疲労特性の良好な範囲の降伏強
度を保持しながら、ｒ値も高くするためには、焼鈍温度
に上限値が存在する。その上限値を種々の化学成分のＴ
ｉ，Ｎｂの添加量によって重回帰分析を行った結果、図
５に示すような関係が得られたのである。すなわち、焼
鈍温度の上限値は−１１｛（１２Ｔｉ* ）／（４８Ｃ）
＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）｝＋８１０で与えられるこ
とが判明したのである。
鈍温度の上昇とともにｒ値は大きくなるが、その反面降
伏強度が低下するため、疲労特性の良好な範囲の降伏強
度を保持しながら、ｒ値も高くするためには、焼鈍温度
に上限値が存在する。その上限値を種々の化学成分のＴ
ｉ，Ｎｂの添加量によって重回帰分析を行った結果、図
５に示すような関係が得られたのである。すなわち、焼
鈍温度の上限値は−１１｛（１２Ｔｉ* ）／（４８Ｃ）
＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）｝＋８１０で与えられるこ
とが判明したのである。
【００３６】なお、第１の態様と同様、上記の焼鈍工程
を溶融亜鉛めっきラインで行い、溶融亜鉛めっきを施し
ても本発明の効果を何ら損なうことはなく、製品に防錆
性が要求される場合はこのような溶融亜鉛めっきを施す
ことが好ましい。また、溶接性などの特性が要求される
場合は、４５０〜５５０℃程度の温度で合金化処理を行
う。また、プレス成形性がとくに要求される場合には、
めっき皮膜上層にＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ
合金めっきを施すことで摩擦係数が低下し、成形性が大
きく向上する。得られた鋼板には、必要に応じて０．５
〜１．５％程度の調質圧延を行い、製品とする。また、
第１の態様と同様、冷延鋼板表面にＺｎ系めっきを電気
めっきにより施しても本発明の効果を何ら損なうもので
はない。
を溶融亜鉛めっきラインで行い、溶融亜鉛めっきを施し
ても本発明の効果を何ら損なうことはなく、製品に防錆
性が要求される場合はこのような溶融亜鉛めっきを施す
ことが好ましい。また、溶接性などの特性が要求される
場合は、４５０〜５５０℃程度の温度で合金化処理を行
う。また、プレス成形性がとくに要求される場合には、
めっき皮膜上層にＦｅ含有率が５０％以上のＦｅ−Ｚｎ
合金めっきを施すことで摩擦係数が低下し、成形性が大
きく向上する。得られた鋼板には、必要に応じて０．５
〜１．５％程度の調質圧延を行い、製品とする。また、
第１の態様と同様、冷延鋼板表面にＺｎ系めっきを電気
めっきにより施しても本発明の効果を何ら損なうもので
はない。
【００３７】かくして、本発明により、成形性に優れか
つ疲労特性にも優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼
板を安価に、しかも安定して製造することが初めて可能
になったのである。
つ疲労特性にも優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼
板を安価に、しかも安定して製造することが初めて可能
になったのである。
【００３８】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。な
お、以下の実施例１〜３は第１の態様に対応するもの、
実施例５は第２の態様に対応するものである。 （実施例１）
お、以下の実施例１〜３は第１の態様に対応するもの、
実施例５は第２の態様に対応するものである。 （実施例１）
【００３９】表３に示す成分の鋼を溶製し、１１００℃
〜１３００℃で加熱後熱間圧延して、板厚を４．０ｍｍ
とし、５８０℃でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８
ｍｍまで冷間圧延し、７６０℃で連続焼鈍した後、溶融
亜鉛めっきを施した。その後、５００℃で合金化処理を
行った後、０．５％の調圧を行い、製品とした。得られ
た鋼板より、引張試験片及び疲労試験片を採取して、引
張試験及び疲労試験に供した。その結果を図６に示す。
図６は、横軸にスラブ加熱温度をとり、縦軸に引張強度
及び疲労限をとって、これらの関係を示す図である。こ
の図から明らかなように、スラブ加熱温度を１２００℃
以上にすることにより降伏強度及び疲労限が高い値とな
ることが確認された。
〜１３００℃で加熱後熱間圧延して、板厚を４．０ｍｍ
とし、５８０℃でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８
ｍｍまで冷間圧延し、７６０℃で連続焼鈍した後、溶融
亜鉛めっきを施した。その後、５００℃で合金化処理を
行った後、０．５％の調圧を行い、製品とした。得られ
た鋼板より、引張試験片及び疲労試験片を採取して、引
張試験及び疲労試験に供した。その結果を図６に示す。
図６は、横軸にスラブ加熱温度をとり、縦軸に引張強度
及び疲労限をとって、これらの関係を示す図である。こ
の図から明らかなように、スラブ加熱温度を１２００℃
以上にすることにより降伏強度及び疲労限が高い値とな
ることが確認された。
【００４０】
【表３】 （実施例２）
【００４１】表４に示す成分の鋼を溶製し、１２５０℃
で加熱した後、熱間圧延して板厚を４．０ｍｍとし、４
００℃〜７００℃の範囲でコイルに巻き取った。酸洗
後、０．７ｍｍまで冷間圧延し、７７０℃で連続焼鈍し
た後、０．５％の調圧を行い、製品とした。得られた鋼
板より、引張試験片および疲労試験片を採取して、試験
に供した。結果を図７に示す。図７は、横軸に巻取温度
をとり、縦軸に降伏強度、疲労限及び平均ｒ値をとっ
て、これらの関係を示す図である。この図から明らかな
ように、巻取温度が６００℃を越えると高ｒ値は得られ
るが降伏強度が低下するとともに疲労限も低下し、ま
た、４５０℃未満の温度範囲では降伏強度及び疲労限は
高い値が得られるがｒ値が低下することが確認された。
すなわち、巻取温度としては４５０〜６００℃が適当な
ことが確認された。
で加熱した後、熱間圧延して板厚を４．０ｍｍとし、４
００℃〜７００℃の範囲でコイルに巻き取った。酸洗
後、０．７ｍｍまで冷間圧延し、７７０℃で連続焼鈍し
た後、０．５％の調圧を行い、製品とした。得られた鋼
板より、引張試験片および疲労試験片を採取して、試験
に供した。結果を図７に示す。図７は、横軸に巻取温度
をとり、縦軸に降伏強度、疲労限及び平均ｒ値をとっ
て、これらの関係を示す図である。この図から明らかな
ように、巻取温度が６００℃を越えると高ｒ値は得られ
るが降伏強度が低下するとともに疲労限も低下し、ま
た、４５０℃未満の温度範囲では降伏強度及び疲労限は
高い値が得られるがｒ値が低下することが確認された。
すなわち、巻取温度としては４５０〜６００℃が適当な
ことが確認された。
【００４２】
【表４】 （実施例３）
【００４３】表５、表６に示す成分の鋼を溶製し、１１
００℃から１３００℃の温度で加熱した後、熱間圧延し
て板厚を４．０ｍｍとし、４００℃〜６５０℃の温度範
囲でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷間
圧延し、６５０℃〜９００℃の範囲で連続焼鈍を行っ
た。その後、これらの鋼材の一部は調圧を施して製品と
し、他は焼鈍後に溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の温度で合金化処理を施した。そして、合
金化処理を施したものの一部には、さらに亜鉛めっき皮
膜の上層にＦｅ−Ｚｎ合金めっきを施した。なお、鋼番
号１〜３０は本発明鋼であり、鋼番号３１〜４２は比較
鋼である。
００℃から１３００℃の温度で加熱した後、熱間圧延し
て板厚を４．０ｍｍとし、４００℃〜６５０℃の温度範
囲でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷間
圧延し、６５０℃〜９００℃の範囲で連続焼鈍を行っ
た。その後、これらの鋼材の一部は調圧を施して製品と
し、他は焼鈍後に溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の温度で合金化処理を施した。そして、合
金化処理を施したものの一部には、さらに亜鉛めっき皮
膜の上層にＦｅ−Ｚｎ合金めっきを施した。なお、鋼番
号１〜３０は本発明鋼であり、鋼番号３１〜４２は比較
鋼である。
【００４４】
【表５】
【００４５】
【表６】
【００４６】これらの鋼材について機械試験及び軸引張
疲労試験を行った。なお、溶融亜鉛めっきの付着量は６
０／６０ｇ／ｍ2 とした。また、上層めっき付着量は３
ｇ／ｍ2 とした。さらに、溶融亜鉛めっきを施した物に
ついては、耐パウダリング性を調べるため、ドロービー
ド試験を行った。この際に、片面当たりの剥離量５ｇ／
ｍ2 以上を不良とした。これらの結果を表７及び表８に
示す。
疲労試験を行った。なお、溶融亜鉛めっきの付着量は６
０／６０ｇ／ｍ2 とした。また、上層めっき付着量は３
ｇ／ｍ2 とした。さらに、溶融亜鉛めっきを施した物に
ついては、耐パウダリング性を調べるため、ドロービー
ド試験を行った。この際に、片面当たりの剥離量５ｇ／
ｍ2 以上を不良とした。これらの結果を表７及び表８に
示す。
【００４７】
【表７】
【００４８】
【表８】
【００４９】これらの表から明らかなように、本発明鋼
はいずれも疲労限が高く、しかも高いｒ値が得られるこ
とが確認された。これに対して、比較鋼３１では加熱温
度が低いため疲労限が低く、比較鋼３２，３３ではそれ
ぞれ巻取温度、焼鈍温度が高いため疲労限が低くなっ
た。また、比較鋼４１では巻取温度が低いためｒ値の劣
化が著しく、比較鋼４２では焼鈍温度が再結晶温度以下
のためｒ値が低くなっている。また、比較鋼３４，４０
ではそれぞれＣ，Ｎが多いためｒ値が低く、比較鋼３
４，３７ではそれぞれＳｉ，Ｐが多いため溶融亜鉛めっ
きの密着性が悪く、比較鋼３６ではＭｎが多いためｒ値
が低い値となった。さらに、比較鋼３９はＴｉ，Ｎｂが
添加されていないためｒ値が極端に低く、比較鋼３８で
はＮｂが多いためやはりｒ値が低い値となった。
はいずれも疲労限が高く、しかも高いｒ値が得られるこ
とが確認された。これに対して、比較鋼３１では加熱温
度が低いため疲労限が低く、比較鋼３２，３３ではそれ
ぞれ巻取温度、焼鈍温度が高いため疲労限が低くなっ
た。また、比較鋼４１では巻取温度が低いためｒ値の劣
化が著しく、比較鋼４２では焼鈍温度が再結晶温度以下
のためｒ値が低くなっている。また、比較鋼３４，４０
ではそれぞれＣ，Ｎが多いためｒ値が低く、比較鋼３
４，３７ではそれぞれＳｉ，Ｐが多いため溶融亜鉛めっ
きの密着性が悪く、比較鋼３６ではＭｎが多いためｒ値
が低い値となった。さらに、比較鋼３９はＴｉ，Ｎｂが
添加されていないためｒ値が極端に低く、比較鋼３８で
はＮｂが多いためやはりｒ値が低い値となった。
【００５０】
【００５１】
【００５２】表１０、１１に示す成分の鋼を溶製し、１
１５０℃から１２５０℃の温度で加熱した後、熱間圧延
して板厚を４．０ｍｍとし、５００℃〜６００℃の温度
範囲でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷
間圧延し、６５０℃〜８８０℃の範囲で連続焼鈍を行っ
た。その後、これらの鋼材の一部は調圧を施して製品と
し、他は焼鈍後に溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の温度で合金化処理を施した。そして、合
金化処理を施したものの一部には、さらに亜鉛めっき皮
膜の上層にＦｅ−Ｚｎ合金めっきを施した。なお、鋼番
号５１〜８０は本発明鋼であり、鋼番号８１〜９１は比
較鋼である。
１５０℃から１２５０℃の温度で加熱した後、熱間圧延
して板厚を４．０ｍｍとし、５００℃〜６００℃の温度
範囲でコイルに巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷
間圧延し、６５０℃〜８８０℃の範囲で連続焼鈍を行っ
た。その後、これらの鋼材の一部は調圧を施して製品と
し、他は焼鈍後に溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の温度で合金化処理を施した。そして、合
金化処理を施したものの一部には、さらに亜鉛めっき皮
膜の上層にＦｅ−Ｚｎ合金めっきを施した。なお、鋼番
号５１〜８０は本発明鋼であり、鋼番号８１〜９１は比
較鋼である。
【００５３】
【表１０】
【００５４】
【表１１】
【００５５】これらの鋼材について機械試験および軸引
張疲労試験を行った。なお、溶融亜鉛めっきの付着量は
６０／６０ｇ／ｍ2 とした。また、上層の付着量は３ｇ
／ｍ2 とした。さらに、溶融亜鉛めっきを施した物につ
いては、耐パウダリング性を調べるため、ドロービード
試験を行った。この際に、片面当たりの剥離量５ｇ／ｍ
2 以上を不良とした。これらの結果を表１２及び表１３
に示す。
張疲労試験を行った。なお、溶融亜鉛めっきの付着量は
６０／６０ｇ／ｍ2 とした。また、上層の付着量は３ｇ
／ｍ2 とした。さらに、溶融亜鉛めっきを施した物につ
いては、耐パウダリング性を調べるため、ドロービード
試験を行った。この際に、片面当たりの剥離量５ｇ／ｍ
2 以上を不良とした。これらの結果を表１２及び表１３
に示す。
【００５６】
【表１２】
【００５７】
【表１３】
【００５８】これらの表から明らかなように、本発明鋼
はいずれも疲労限が高く、しかも高ｒ値が得られること
が確認された。これに対して、比較鋼８１はＴｉ，Ｎｂ
量が少ないためｒ値が低く、比較鋼８２，８３はＴｉ，
Ｎｂ量が多すぎるため疲労限が低くなった。また、比較
鋼８４，８５，８６はそれぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎが多いた
めｒ値が低く、比較鋼８７はＰが多いためｒ値が低いば
かりか、めっき密着性にも劣っている。また、比較鋼８
８はＴｉ，Ｎｂがまったく添加されていないためｒ値が
低く、比較鋼８９はＮが多いためｒ値が劣化している。
また、比較鋼９０では焼鈍温度が高いため高ｒ値は得ら
れるが、疲労限が低く、比較鋼９１では焼鈍温度が再結
晶温度以下のためｒ値が極端に低い値となった。
はいずれも疲労限が高く、しかも高ｒ値が得られること
が確認された。これに対して、比較鋼８１はＴｉ，Ｎｂ
量が少ないためｒ値が低く、比較鋼８２，８３はＴｉ，
Ｎｂ量が多すぎるため疲労限が低くなった。また、比較
鋼８４，８５，８６はそれぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎが多いた
めｒ値が低く、比較鋼８７はＰが多いためｒ値が低いば
かりか、めっき密着性にも劣っている。また、比較鋼８
８はＴｉ，Ｎｂがまったく添加されていないためｒ値が
低く、比較鋼８９はＮが多いためｒ値が劣化している。
また、比較鋼９０では焼鈍温度が高いため高ｒ値は得ら
れるが、疲労限が低く、比較鋼９１では焼鈍温度が再結
晶温度以下のためｒ値が極端に低い値となった。
【００５９】
【発明の効果】本発明によれば、高い成形性を有し、か
つ疲労特性にも優れた鋼板の製造方法が提供される。こ
の発明の方法により、このような優れた特性を有する冷
延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板が初めて製造可能とな
るもので、その工業的価値は極めて大きい。
つ疲労特性にも優れた鋼板の製造方法が提供される。こ
の発明の方法により、このような優れた特性を有する冷
延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板が初めて製造可能とな
るもので、その工業的価値は極めて大きい。
【図１】降伏強度と疲労限との関係を示す図。
【図２】焼鈍温度と降伏強度及びｒ値との関係の一例を
示す図。
示す図。
【図３】１０Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋１００Ｐ＋１４と焼鈍
温度の上限値との関係を示す図。
温度の上限値との関係を示す図。
【図４】焼鈍温度と降伏強度及びｒ値との関係の他の例
を示す図。
を示す図。
【図５】（１２Ｔｉ* ）／（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／
（９３Ｃ）と焼鈍温度の上限値との関係を示す図。
（９３Ｃ）と焼鈍温度の上限値との関係を示す図。
【図６】第１の態様における引張強度及び疲労限のスラ
ブの焼入れ加熱温度による変化を示す図。
ブの焼入れ加熱温度による変化を示す図。
【図７】第１の態様における降伏強度、疲労限及び平均
ｒ値の巻取温度による変化を示す図。
ｒ値の巻取温度による変化を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉武 明英 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 昭59−193221（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−264134（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−113724（ＪＰ，Ａ) 特公 平４−5732（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 9/48 C21D 8/04
Claims (5)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．５％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００４０％以下を含有
し、更に０．００５〜０．１０％のＴｉ及び０．００５
〜０．０３０％のＮｂのうち１種又は２種を含有する鋼
材を１２００℃以上１３００℃以下の温度で加熱した後
熱間圧延し、４５０℃以上６００℃以下の温度でコイル
に巻き取り、得られた熱延鋼帯を酸洗後圧下率６０％以
上９０％以下で冷間圧延し、再結晶温度以上でかつ、６
（１０Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋１００Ｐ＋１４）＋７１０で
規定される温度以下で焼鈍することを特徴とする疲労特
性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．５％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００４０％以下、更にＴ
ｉ及びＮｂのうち１種又は２種を−１≦（１２Ｔｉ* ）
／（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）≦２（ただ
し、Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／１４／Ｎ−４８／３２Ｓ）を
満足するように含有する鋼材に対して熱間圧延を施し、
５００℃以上６００℃未満の温度でコイルに巻き取り、
これを酸洗後圧下率６０％以上９０％以下で冷間圧延
し、再結晶温度以上でかつ、−１１｛（１２Ｔｉ* ）／
（４８Ｃ）＋（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）｝＋８００で規
定される温度以下で焼鈍することを特徴とする疲労特性
及び深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 さらに溶融亜鉛めっきを施すことを特徴
とする請求項１又は２に記載の疲労特性及び深絞り性に
優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 さらに合金化処理を施し、合金化溶融亜
鉛めっきを形成することを特徴とする請求項３に記載の
疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 さらにめっき皮膜の上層にＦｅ含有量が
５０％以上のＦｅ−Ｚｎ合金めっきを施すことを特徴と
する請求項４に記載の疲労特性及び深絞り性に優れた鋼
板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP23227592A JP2827739B2 (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23227592A JP2827739B2 (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JPH0681043A JPH0681043A (ja) | 1994-03-22 |
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| JP23227592A Expired - Fee Related JP2827739B2 (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| CN112575276A (zh) * | 2020-12-03 | 2021-03-30 | 攀钢集团研究院有限公司 | 超深冲用热浸镀锌铝镁合金镀层钢板及其制备方法 |
-
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- 1992-08-31 JP JP23227592A patent/JP2827739B2/ja not_active Expired - Fee Related
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